CC BY
127
УДК 669.14:620.18:620.172:620.178.3
Структура, механические характеристики, особенности деформирования и разрушения при статическом и циклическом нагружении закаленной конструкционной стали, подвергнутой комбинированной деформационно-термической наноструктурирующей обработке
А.В. Макаров1,2, Р.А. Саврай1, Э.С. Горкунов1, А.С. Юровских2, И.Ю. Малыгина1, Н.А. Давыдова1
1 Институт машиноведения УрО РАН, Екатеринбург, 620049, Россия 2 Уральский федеральный университет, Екатеринбург, 620002, Россия
Исследованы особенности деформирования и разрушения при статическом и циклическом растяжении закаленной стали 50 (0.51 % С), подвергнутой комбинированной деформационно-термической обработке по оптимальному режиму, включающему фрикционную обработку с последующим отпуском при температуре 350 °С. Показано, что комбинированная наноструктурирующая обработка закаленной стали 50 изменяет характер развития пластического течения материала при нагружении, делая его более равномерным. При статическом растяжении это проявляется в исчезновении площадки текучести на начальном этапе деформирования, а при циклическом — в подавлении образования деформационного рельефа, обусловленного действием в объеме материала сдвиговых и поворотных мод деформации. При этом на протяжении всего процесса усталостного нагружения упрочненный поверхностный слой, несмотря на появление трещин, разрушается не полностью и сохраняет высокую способность сопротивляться контактному механическому воздействию.
Ключевые слова: конструкционная сталь, комбинированная деформационно-термическая обработка, нанокристаллическая структура, механические свойства, малоцикловое усталостное нагружение
Structure, mechanical characteristics, and deformation and fracture peculiarities of quenched structural steel under cyclic loading after combined strain-heat nanostructuring treatment
A.V. Makarov12, R.A. Savrai1, E.S. Gorkunov1, A.S. Yurovskikh2, I.Yu. Malygina1, and N.A. Davydova1
1 Institute of Engineering Science, UrB RAS, Ekaterinburg, 620049, Russia 2 Ural Federal University, Ekaterinburg, 620002, Russia
In the work, we studied the peculiarities of deformation and fracture of quenched steel 50 (0.51 %) under static and cyclic tension after combined strain-heat nanostructuring treatment which includes frictional treatment with subsequent tempering at 350 °С. It is shown that the combined nanostructuring treatment of quenched steel 50 changes the character of plastic flow, making it more uniform, in the loaded material. Under static tension, this shows up as disappearance of the yield point elongation early in the process, and under cyclic loading, as suppression of the deformation relief formed by shear and rotational deformation modes. Despite incipient cracks, the hardened surface layer thus escapes complete fracture throughout the fatigue loading and preserves its resistance to mechanical contact action.
Keywords: structural steel, combined strain-heat treatment, nanocrystalline structure, mechanical properties, low-cycle fatigue loading
1. Введение
Значительное влияние на развитие пластического течения металлических материалов при различных видах нагружения оказывают тонкие поверхностные слои [1],
воздействуя на которые различными методами поверхностного пластического деформирования (ультразвуковая ударная [2-5] и шоковая лазерная [6] обработка, дробеструйная [7] и фрикционная [8] обработка, обкатка
© Макаров A.B., Саврай P.A., Горкунов Э.С., Юровских A.C., Малыгина И.Ю., Давыдова H.A., 2014
[9] и др.), можно повысить статическую и усталостную прочность за счет упрочнения, создания в этих слоях остаточных напряжений сжатия, а также перевода их структуры в нанокристаллическое состояние. Однако одновременно с деформационным упрочнением, как правило, происходит снижение пластичности материала и увеличивается его склонность к разрушению. В частности, такой результат получен при фрикционной обработке отожженной низкоуглеродистой стали [10, 11] и закаленной среднеуглеродистой стали [12]. Перевод материала в предельно деформированное состояние методами интенсивной (большой) пластической деформации может сопровождаться практически полным исчерпанием его запаса пластичности и приводить к снижению долговечности, в том числе при усталостном нагру-жении [13, 14].
Эффективным способом устранения указанных недостатков является использование комбинированных методов обработки, включающих в себя воздействие на обрабатываемую поверхность нескольких факторов. К таким обработкам можно отнести комбинированные деформационно-термические обработки, сочетающие поверхностное упрочнение интенсивным пластическим деформированием и последующее термическое воздействие, улучшающее пластические свойства предельно упрочненного материала. Имеются сведения о возможностях повышения пластичности (при относительно небольшом снижении или даже одновременном росте прочности в условиях статического растяжения) в результате дополнительного отжига после поверхностного наноструктурирования ультразвуковой обработкой инденторами и шариками низкоуглеродистой [15], высоколегированной конструкционной [16] и нержавеющей [17] стали. Качественно подобный результат установлен при отжиге низкоуглеродистых сталей после равноканального углового прессования [18, 19].
Согласно данным [12, 20], комбинированная деформационно-термическая обработка закаленной конструкционной стали 50, включающая интенсивное пластическое деформирование методом наноструктурирую-щей фрикционной обработки и отпуск при 350 °С, обеспечивает по сравнению с термической обработкой (закалка с отпуском при этой же температуре) рост твердости и износостойкости при трении и абразивном воздействии до 2-3 раз без ухудшения механических свойств (в том числе пластичности) при статическом растяжении. Предложенная комбинированная обработка среднеуглеродистой стали 50 соответствует способу поверхностного упрочнения стальных изделий [21], предусматривающему проведение объемной или лазерной закалки с дополнительным деформированием в условиях трения скольжения и возможным последующим отпуском при температуре до 450 °С. Методом просвечивающей электронной микроскопии показано, что сформированная фрикционной обработкой нанострук-
тура а-фазы сохраняется в закаленных углеродистых сталях 35 (0.38 % С) и У8 (0.83 % С) и после нагрева до 350 °С, в том числе даже при длительных (до 20 ч) выдержках [22, 23]. Поэтому можно ожидать, что комбинированная обработка стали 50 (фрикционная обработка с отпуском при температуре 350 °С) является нано-структурирующей обработкой. Однако это предположение требует прямого экспериментального подтверждения.
Цель настоящей работы — изучение структуры, механических характеристик и особенностей деформирования и разрушения при статическом и циклическом растяжении закаленной стали 50 (0.51 % С), подвергнутой комбинированной деформационно-термической обработке по оптимальному режиму, включающему фрикционную обработку скользящим индентором с последующим отпуском при температуре 350 °С и обеспечивающему по сравнению с термической обработкой (закалка с отпуском при температуре 350 °С) рост твердости и износостойкости конструкционной стали без снижения прочности и пластичности в условиях механических испытаний на растяжение.
2. Материал и методика эксперимента
Образцы из стали 50 (0.51 % С) подвергали закалке от 850 °С в масло индустриальное И-12 (закалка в масло предотвращала появление закалочных трещин). После закалки проводили комбинированную деформационно-термическую обработку, включающую фрикционную обработку с последующим отпуском в вакууме при температуре 350 °С (выдержка 1 ч). Фрикционную обработку рабочей части (25x7 мм) плоских образцов толщиной 2.7 мм осуществляли на воздухе при сканировании (с поперечным смещением) сферическим инден-тором из твердого сплава ВК-8 с радиусом полусферы 2.5 мм при нагрузке 588 Н и средней скорости скольжения 0.026 м/с (рис. 1). Для механических испытаний плоские образцы подвергали фрикционной обработке с двух сторон. Для сравнения термической и комбинированной деформационно-термической обработок часть образцов после закалки подвергали отпуску при 350 °С в течение 1 ч.
Рис. 1. Схема фрикционной обработки образца из стали 50 сферическим индентором
Механические испытания на статическое и циклическое растяжение проводили на установке ¡шйоп 8801. Циклическое нагружение проводили с контролируемой величиной общей деформации е4 = 2еа = ее + Ер = = 0.022 (еа — амплитуда полной деформации цикла, Ее — амплитуда упругой деформации цикла, Ер — амплитуда пластической деформации цикла), коэффициентом асимметрии цикла ^ =0 (знакопостоянное отнуле-вое растяжение), изменением амплитуды деформации цикла по пилообразному закону, частотой нагружения 0.5 Гц. При этом испытания осуществляли таким образом, чтобы коэффициенты асимметрии цикла как по деформации Re, так и по напряжению Rc оставались равны нулю на протяжении всего процесса нагружения (Я^ = RЕ = 0). Испытывали образцы с количеством циклов нагружения Лравным 10, 50, 200, 900 и 1200. Величину накопленной пластической деформации рассчитывали по формуле = 1п(4/10), где 10 — расчетная длина образца; ¡к — длина рабочей части образца после циклического нагружения. Дополнительно два образца были доведены до разрушения, при этом число циклов до разрушения составило N = 455 для образца, подвергнутого термической обработке (закалка + отпуск 350 °С), и N = 1265 для образца, подвергнутого закалке и комбинированной деформационно-термической обработке (фрикционная обработка + отпуск 350 °С).
Поверхности образцов изучали методом сканирующей электронной микроскопии с применением микроскопа Tescan VEGA II XMU. Параметры шероховатости поверхности образцов определяли с помощью оптического профилометра Wyko NT-1100 на 5 участках размерами 42.5x55.8 мкм. Профилограммы поверхности образцов после циклического нагружения получали со всей рабочей длины образцов вдоль оси нагружения на участке шириной 0.88 мм. Исследование тонкой структуры осуществляли методом просвечивающей электронной микроскопии на микроскопе JEOL JEM-2100 с применением одностороннего и двустороннего механического и электролитического утонения заготовок (фольг). Микротвердость измеряли на микротвердомере Leica VMHT при нагрузке на индентор 0.245 Н. Ширину рентгеновской линии (110)а определяли на рентгеновском дифрактометре SHIMADZU XRD-7000 в Cr-K„-излучении.
Микротвердость по методу восстановленного отпечатка определяли на приборе Leica VMHT AUTO при нагрузке 0.245 Н, скорости нагружения 40 мкм/с и выдержке под нагрузкой 15 с. Кинетическое микроинден-тирование с записью диаграммы нагружения проводили на измерительной системе Fischerscope HM2000 XYm с использованием индентора Виккерса и программного обеспечения WIN-HCU при максимальной нагрузке
42.5 мкм
ШШМ ^¡Ш
• Ш
""Ttv. - р Ж ■ I
>> ' ; '.V -
-114
42.5 мкм
Рис. 2. Характеристики поверхности стали 50 после комбинированной деформационно-термической (а, в) и термической (б, г) обработок: а, б — электронная сканирующая микроскопия; в, г — трехмерная профилометрия
0.245 Н, времени нагружения 5 с, выдержке при нагрузке 20 с и времени разгрузки 5 с. Согласно стандарту ISO 14577, определяли максимальную глубину вдавливания индентора hmax и остаточную глубину вдавливания индентора после снятия нагрузки hp, контактный модуль упругости E = E(1 - v2) (Е — модуль Юнга, v — коэффициент Пуассона), твердость вдавливания при максимальной нагрузке HIT, твердость по Мартен-су HM, работу обратной упругой деформации вдавливания We и общую механическую работу вдавливания Wt. Погрешность характеристик микротвердости и микроиндентирования по 10-12 измерениям определяли с доверительной вероятностью p = 0.95.
3. Экспериментальные результаты и их обсуждение
3.1. Влияние комбинированной деформационно-термической обработки на шероховатость поверхности, структуру, микротвердость и механические характеристики закаленной стали 50
В результате комбинированной деформационно-термической обработки (фрикционная обработка + отпуск 350 °С) на образцах закаленной стали 50 формировалась выглаженная поверхность с параметрами шероховатости Ra = 0.04 мкм и Rz = 0.28 мкм (рис. 2, а, в). На рассматриваемой поверхности трения наблюдали следы пластического оттеснения материала в виде небольших продольных впадин и выступов при отсутствии микротрещин усталостного характера (малоцикловая фрикционная усталость) [24], которые, в частности, возникали после фрикционной обработки отожженной низкоуглеродистой стали [10, 11]. Это обусловлено выбором параметров фрикционной обработки, при которых обеспечивается эффективное упрочнение поверхностного слоя, а поврежденность металла, вызванная большой пластической деформацией [25], еще не достигает приводящих к разрушению материала критических значений. На поверхности встречаются также светлые частицы (рис. 2, а), которые представляют собой материал индентора (сплав ВК-8, состоящий из карбидов вольфрама и кобальтовой связки), перенесенный на поверхность стали в процессе фрикционного нагружения [11, 26].
Поверхность стали 50, подвергнутой только термической обработке (закалка + отпуск 350 °С), имеет типичный для электрополированной поверхности сглаженный рельеф с ямками травления (рис. 2, б, г) и характеризуется значительно большей шероховатостью: Ra = 0.11 мкм и Rz = 1.05 мкм.
Согласно данным просвечивающей электронной микроскопии в тонком поверхностном слое закаленной стали 50 в результате комбинированной деформационно-термической обработки возникает относительно од-
нородная дисперсная структура (рис. 3, а) со средним размером кристаллов а-фазы, не превышающим, как правило, 100 нм (рис. 3, б). Представленная на рис. 3, а кольцевая микроэлектроннограмма, образованная близко расположенными рефлексами от отдельных кристаллитов, свидетельствует об их большеугловых разориен-тировках. Следовательно, рассматриваемая структура может быть отнесена к нанокристаллическим структурам, а комбинированная деформационно-термическая обработка, формирующая указанную структуру, является наноструктурирующей обработкой.
В работах [27, 28] показано, что первоначально на-нокристаллическая структура образуется при фрикционной обработке закаленной стали 50 в тонком (58 мкм) слое, который примыкает непосредственно к поверхности и претерпевает наибольшую пластическую деформацию под действием трения. Высокие сжимающие напряжения, возникающие в зоне фрикционного контакта, где металл деформируется в условиях сдвига под давлением, создают условия для реализации в тонком слое ротационной пластичности [29, 30]. Согласно литературным данным, в условиях деформации по схеме «сдвиг + поворот», когда наряду с трансляционными модами действуют также поворотные (ротационные) моды деформации [2, 31, 32], происходит фрагментация исходной структуры пластинчатого и пакетного мартенсита закаленной стали 50 с последующими относительными разворотами фрагментов, в результате чего между ними формируются тонкие большеугловые границы, образованные частичными дисклинациями [33, 34]. Развитию ротационного механизма деформации способствовал достаточно высокий коэффициент трения 0.3) в процессе фрикционной обработки, которая проводилась без использования смазочно-охлаж-дающей жидкости. Как показывает конечно-элементное математическое моделирование [11, 25, 35], в накоплении пластической деформации при воздействии скользящим индентором определяющую роль играет сдвиговая компонента деформации и, соответственно, с увеличением коэффициента трения возрастает величина накопленной в поверхностном слое деформации.
Отпуск при 350 °С (1 ч) вызывает некоторый рост размеров кристаллитов а-фазы, однако дисперсность структуры сохраняется на достаточно высоком уровне (рис. 3, а, б). Наблюдаемое в результате отпуска снижение плотности дислокаций внутри кристаллитов и уменьшение азимутального уширения рефлексов а-фазы на микроэлектроннограмме (ср. данные [27] и рис. 3, а) свидетельствуют о протекании процессов возврата. Отмеченное снижение плотности дислокаций проявляется и в уменьшении при отпуске интегральной ширины рентгеновской линии (110)а стали, подвергнутой фрикционной обработке от 72.0 до 37.5 мин (табл. 1). Однако указанные структурные изменения обусловливают лишь относительно небольшое (от 1060
Рис. 3. Структура стали 50 после комбинированной деформационно-термической обработки (фрикционная обработка + отпуск 350 °С) (а, б) и термической обработки (закалка + отпуск 350 °С) (в, г): а, в — светлопольные изображения; б — темнопольное изображение в рефлексе (110)а; г—темнопольное изображение в рефлексе цементита (011) Fe3C. Просвечивающая электронная микроскопия
до 1000 НУ0.025) снижение микротвердости упрочненной фрикционной обработкой стали после отпуска при 350 °С (табл. 1). В работах [27, 28] показано, что при фрикционной обработке закаленной стали 50 максимальные уровни микротвердости и ширины рентгеновской линии наблюдаются непосредственно на поверхности материала, где достигается наибольшая степень накопленной пластической деформации [11, 25]. Наи-
более интенсивное уменьшение микротвердости подвергнутой фрикционной обработке стали происходит в слое толщиной ~30 мкм, а общая толщина упрочненного фрикционной обработкой слоя у образца, закаленного в масле, составляет ~220 мкм [28].
Рисунок 3, в показывает, что после стандартной термической обработки (закалка + отпуск 350 °С) в стали 50 возникает типичная крупнокристаллическая
Таблица 1
Микротвердость НУ0.025, интегральная ширина В рентгеновской линии (110)а, прочностные (условный предел текучести с02, временное сопротивление разрыву св, напряжение разрушения ск) и пластические (равномерное 8р и общее 8К удлинение) характеристики при статическом растяжении стали 50 после различных обработок
Обработка HV0.025 B о0 2, МПа aB, МПа ак, МПа 8p, % 8к, %
Термическая обработка (закалка + отпуск 350 °С) 460 ± 10 30.5' 1420 1550 1280 3.2 10.7
Комбинированная деформационно-термическая обработка 1000± 30 37.5' 1440 1570 1390 2.9 6.9
Рис. 4. Кривые нагружения стали 50 при одноосном растяжении: 1 — после термической обработки (закалка + отпуск 350 °С); 2 — после комбинированной деформационно-термической обработки закаленной стали (фрикционная обработка + отпуск 350 °С)
структура отпущенного мартенсита, сохранившего морфологические признаки исходной закаленной структуры, состоящей из пакетного и пластинчатого мартенсита [27, 28]. На темнопольном изображении в карбидном рефлексе видно (рис. 3, г), что в результате часового отпуска при температуре 350 °С по границам и внутри мартенситных кристаллов выделяется цементит FeзC в виде вытянутых (рейкообразных) и округлых выделений. По сравнению с рассмотренным случаем в деформированной фрикционной обработкой закаленной стали процессы выделения и роста частиц цементита при отпуске сильно замедлены [23], поскольку энергия взаимодействия атомов углерода с дислокациями в деформационно состаренном нанокристаллическом мартенсите превышает энергию взаимодействия атомов углерода с атомами железа в 8-карбиде (0.27 эВ) и силы связи атомов в цементите (0.4-0.8 эВ) [36]. Тормозящее влияние больших деформаций на карбидообразование проявляется наличием лишь очень слабых карбидных рефлексов на микроэлектронограмме закаленной стали 50 после комбинированной обработки (рис. 3, а).
Из табл. 1 следует, что по сравнению с термической обработкой комбинированная деформационно-термическая обработка приводит к резкому повышению микротвердости поверхности закаленной стали 50 (от 460 до 1000 HV0.025). Это обусловлено не только сильным диспергированием мартенситной структуры (рис. 3, а, б), но также протеканием в кристаллах тетрагонального мартенсита деформационного динамического старения, приводящего к закреплению возникающих при фрикционной обработке многочисленных дислокаций сегрегациями из атомов углерода [37]. Более значительная плотность дислокаций в деформированной стали сохраняется и после отпуска при температуре 350 °С, на что указывает повышенное значение интегральной ширины ренгтеновской линии а-фазы у стали после деформационно-термической обработки (В = 37.5') по сравнению с термической обработкой (В = = 30.5') (табл. 1).
Как следует из табл. 1, комбинированная деформационно-термическая обработка закаленной стали 50 несколько повышает прочностные характеристики по сравнению с термической обработкой: предел текучести и временное сопротивление разрыву возрастают на 20 МПа, напряжение разрушения — на 110 МПа. При этом равномерное удлинение 8р практически не изменяется, общее удлинение 8К снижается на 3.8 %, оставаясь при этом достаточно высоким (8К = 6.9 %). Комбинированная деформационно-термическая обработка оказывает влияние на вид кривой нагружения стали (рис. 4), заключающееся в исчезновении площадки текучести образцов. Это свидетельствует о равномерном распределении пластической деформации по объему материала, т.е. равномерном течении образца после комбинированной деформационно-термической обработки на начальном этапе пластического деформирования при статическом растяжении.
В табл. 2 приведены данные кинетического инден-тирования, из которых следует, что в результате комбинированной деформационно-термической обработки стали 50 по сравнению со стандартной термической обработкой происходит уменьшение значений максимальной и остаточной глубины вдавливания индентора
Таблица 2
Результаты микроиндентирования при максимальной нагрузке на индентор 0.245 Н образцов из стали 50 после различных обработок
Обработка ¿шах' мкм Нр, мкм НМ, ГПа Н1Т, ГПа е* ГПа ж£,10-3 мкДж wt^o-ъ мкДж
Термическая обработка (закалка + отпуск 350 °С) 1.48 ± 0.04 1.22 ± 0.04 4.3 ± 0.3 5.5 ± 0.3 225 ± 6 23.2 ± 0.3 117 ± 3
Комбинированная деформационно-термическая обработка 1.14 ± 0.03 0.81 ± 0.03 7.3 ± 0.4 10.9 ± 0.6 223 ± 7 32.9 ± 0.6 94 ± 3
Таблица 3
Зависимость упругого восстановления Re, отношений Н1Т/е*, НТ/е*2 от вида обработки образцов из стали 50
Обработка ле, % Нгг/ е* н,3т/ е*2, ГПа
Термическая обработка (закалка + отпуск 350 °С) 17.6 0.024 0.003
Комбинированная деформационно-термическая обработка 28.9 0.049 0.026
и ^, рост твердости по Мартенсу НМ (которая учитывает не только пластическую, но и упругую деформацию) и твердости вдавливания при максимальной нагрузке Н1Т. Наблюдается также рост работы обратной упругой деформации вдавливания Щ,. Величина Щ зависит от отношения твердости к модулю упругости материала: чем выше это отношение, тем большая работа затрачивается на упругую деформацию и тем большая энергия упругой деформации высвобождается при снятии измерительной нагрузки [38]. Общая механическая работа вдавливания Щ (которая состоит из работы пластической деформации и работы упругого восстановления) после комбинированной деформационно-термической обработки, напротив, снижается (табл. 2), поскольку упрочненный с помощью комбинированной обработки поверхностный слой обладает меньшей пластичностью, чем металл, подвергнутый термической обработке, и, соответственно, меньше деформируется при микроиндентировании. Отметим, что комбинированная деформационно-термическая обработка не повлияла на величину модуля контактной упругости Е стали (табл. 2), т.к. модули упругости металлов и сплавов являются, за редким исключением (например [39]), структурно малочувствительными свойствами.
На основе измеряемых при индентировании характеристик определяют также параметры, по которым оценивают способность поверхностных слоев различных материалов сопротивляться механическому контактному воздействию и, соответственно, выдерживать эксплуатационные нагрузки. Так, отношение твердости вдавливания к контактному модулю упругости Нп/ Е* (удельная контактная твердость) [40, 41] и упругое восстановление Re = (^тах -hmax) • 100 % [42] характеризуют упругую деформацию (долю упругой деформации в общей деформации) и, соответственно, способность материала сопротивляться нагружению без плас-
3 / *2
тического деформирования. Отношение Н /Е принято считать качественной сравнительной характеристикой сопротивления пластической деформации, поскольку напряжение течения пропорционально указанному отношению (Ру ~ НЕ*2) [43]. Отношения Н1Т/ Е и Н3/Е2 являются универсальными характеристиками, позволяющими сравнивать материалы различных классов, поскольку сопротивление материала механическому воздействию зависит как от его твердости, так и от модуля упругости.
Данные табл. 3 показывают, что параметры Re, Н1Т /Е* и НТ /Е*2 существенно возрастают после комбинированной обработки. Следовательно, по сравнению с термической обработкой наноструктурирующая деформационно-термическая обработка закаленной стали 50 существенно повышает стойкость поверхности к механическому воздействию. Это свидетельствует о способности наноструктурированного слоя выдерживать в условиях эксплуатации более значительные контактные нагрузки без пластического деформирования и последующего разрушения.
3.2. Влияние комбинированной деформационно-термической обработки на особенности деформирования и разрушения закаленной стали 50 в процессе циклического нагружения
Рисунок 5 показывает, что при использованном режиме циклического нагружения с контролируемой величиной общей деформации е( = 0.022 (рис. 5, а) накопление пластической деформации в образцах, подвергнутых как термической (рис. 5, б, кривая 1), так и деформационно-термической (рис. 5, б, кривая 2) обработке, происходит в пределах 200 циклов растяжения. При дальнейшем увеличении числа циклов нагружения до 900 и 1200 в результате деформационного упрочнения стали не наблюдается дополнительного роста величины накопленной пластической деформации и последующее деформирование происходит лишь в упругой области. Из рис. 5, б следует также, что после деформационно-термической обработки в стали при циклическом на-гружении накапливается меньшая максимальная пластическая деформация (е^ = 0.0093, кривая 2), чем после термической обработки (е^ = 0.0145, кривая 1). Это обусловлено наличием на поверхности стали, подвергнутой деформационно-термической обработке, упрочненного при фрикционном воздействии сильнодефор-мированного слоя, обладающего меньшей способностью к пластическому деформированию.
Рисунок 6, а показывает, что в процессе «жесткого» усталостного нагружения (с поддержанием постоянной амплитуды деформации в каждом цикле) микротвердость стали 50 после термической и комбинированной деформационно-термической обработки остается практически постоянной на протяжении всего процесса на-гружения. Ширина рентгеновской линии а-фазы стали 50, напротив, существенно изменяется (рис. 6, б).
Рис. 5. Схема циклического нагружения с контролируемой величиной общей деформации ех (а) и зависимость накопленной пластической деформации от числа циклов нагружения Л при циклическом нагружении стали 50 (б): 1 — после термической обработки (закалка + отпуск 350 °С); 2 — после комбинированной деформационно-термической обработки закаленной стали (фрикционная обработка + отпуск 350 °С)
На начальном этапе нагружения (до 10 циклов нагружения у образцов после стандартной термической обработки и до 50 циклов нагружения у образцов после комбинированной обработки) наблюдается резкий рост ширины линии, отражающий повышение плотности дефектов структуры. Затем при нагружении до 200 циклов происходит уменьшение ширины рентгеновских линий, которое может быть связано с перераспределением дислокаций внутри сформировавшихся при циклической деформации дислокационных субструктур [44, 45], а также оттоком дефектов в субмикроскопические нарушения сплошности. При дальнейшем циклическом нагружении ширина линий остается практически постоянной на уровнях -33' (образцы после термической обработки) и -40' (образцы после комбинированной деформационно-термической обработки), которые превышают значения ширины линий перед циклическим на-гружением (рис. 6, б). Отметим, что перед циклическим нагружением ширина линии а-фазы стали 50 у образцов, подвергнутых деформационно-термической обработке, на 7' превышала ширину линии у образцов, подвергнутых термической обработке. Указанная раз-
ница сохранилась и после циклического нагружения.
Рассмотрим, как при малоцикловом усталостном на-гружении меняются характеристики, определяемые при кинетическом микроиндентировании закаленной стали 50. Рисунок 7 показывает, что характеристики инден-тирования во многих случаях слабо изменяются на протяжении всего процесса нагружения, однако изменение некоторых характеристик коррелирует с изменением ширины рентгеновской линии а-фазы (рис. 6, б), т.е. с изменением плотности дефектов кристаллического строения. Так, для стали 50, подвергнутой комбинированной деформационно-термической обработке, при увеличении числа циклов нагружения до Л = 50 наблюдается заметное ухудшение прочностных характеристик: твердости по Мартенсу НМ (рис. 7, в, кривая 2) и твердости вдавливания при максимальной нагрузке Н1Т (рис. 7, г, кривая 2). Одновременно для нанострук-турированной поверхности отмечается уменьшение работы обратной упругой деформации вдавливания Ще (рис. 7, е, кривая 2) (следовательно меньшая работа при деформировании затрачивается на упругую деформацию), упругого восстановления Яе (рис. 7, з, кривая
Рис. 6. Влияние числа циклов нагружения Л на микротвердость НУ0.025 (а) и ширину В рентгеновской линии (110)а (б) стали
50: 1-после термической обработки (закалка + отпуск 350 °С); 2 — после комбинированной деформационно-термической
обработки закаленной стали (фрикционная обработка + отпуск 350 °С)
\ä_
1.4
1.2
1.0
г-г
1
НМ, ГПа
28
24
20
1
0 300 600 900 N
Hij/E и
0.05 -0.04 0.03
3 , *2
Щт/Е , ГПа
О 300 600 900
0.02
Рис. 7. Влияние числа циклов нагружения N на максимальную глубину вдавливания индентора ¿тах (а), остаточную глубину вдавливания индентора нр (б), твердость по Мартенсу НМ (в), твердость вдавливания при максимальной нагрузке н1т (г), модуль контактной упругости е* (д), работу обратной упругой деформации вдавливания wq (е), общую механическую работу вдавливания (ж), упругое восстановление яе (з), отношения н1т/е* (и) и н:3т/е*2 (к) при микроиндентировании поверхности стали 50: 1 — после термической обработки (закалка + отпуск 350 °С); 2-после комбинированной деформационно-термической обработки закаленной стали (фрикционная обработка + отпуск 350 °С)
2), отношений Н1Т /Е* (рис. 7, и, кривая 2) и НТ3Т /Е*2 (рис. 7, к, кривая 2), а также рост остаточной глубины вдавливания индентора (рис. 7, б, кривая 2) и общей механической работы вдавливания (рис. 7, ж, кривая 2). Это свидетельствует о некотором увеличении пластичности рассматриваемого поверхностного слоя. Такое поведение наноструктурированной поверхности
может быть связано с влиянием возникших при циклировании дислокаций на процессы деформирования стали, подвергнутой деформационно-термической обработке.
При дальнейшем нагружении происходит постепенное восстановление характеристик индентирования до первоначальных значений (рис. 7). Из рис. 7 следует
мкм 12
игкп
--—
0
5
10 15 20 мм
: -|в
: J
^ л t-
- у/У ж /—
10 15
20 мм
4-
4т
01
0
Üt Ii -ÜL
lir Vi
n Л
1' 1 V У
\
10 15
10 15 20 мм
a\ , А
—1— f
Ч-- V —ЛЛ л -
20 мм
Рис. 8. Профилограммы поверхности вдоль оси нагружения образцов из стали 50 после циклического нагружения с числом циклов Л = 10 (а, в) и 200 (б, г): а, б—после термической обработки стали (закалка + отпуск 350 °С); в, г — после комбинированной деформационно-термической обработки закаленной стали (фрикционная обработка + отпуск 350 °С)
также, что получаемые в результате комбинированной обработки повышенные (по сравнению с термической обработкой) уровни удельной контактной твердости Н1Т/ Е *, упругого восстановления Яе, отношения НТ /Е*2 и работы обратной упругой деформации вдавливания Щ сохраняются и после циклического нагружения. Это свидетельствует о сохранении в процессе циклического нагружения более высокой стойкости к контактному воздействию у поверхности, подвергнутой комбинированной обработке.
Изучение на оптическом профилометре поверхностей образцов после циклического растяжения показывает, что на электрополированной поверхности образца из стали 50, подвергнутого термической обработке (закалка + отпуск 350 °С), уже при числе циклов нагружения Л = 10 появляется деформационный макрорельеф (рис. 8, а), который усиливается при увеличении числа циклов нагружения до Л = 200 (рис. 8, б). На поверхности термообработанной стали на начальной стадии циклического нагружения (Л = 10) методом электронной сканирующей микроскопии выявляется также деформационный рельеф в виде мезовихрей (рис. 9, а), возникновение которых может быть обусловлено действием в объеме материала сдвиговых и поворотных мод деформации. Мезовихри становятся более выраженными при числе циклов нагружения Л = 50 (рис. 9, б). При числе циклов нагружения Л = 200 и более на поверхности образуются также отдельные протяженные усталостные трещины (рис. 9, в-д), которые, по-видимому, являются результатом зигзагообразных сдвигов — мезополос локализованной деформации, распространяющихся по сопряженным направлениям мак-
симальных касательных напряжений. На поверхности термообработанной стали после циклического нагружения появляются также поры (указаны стрелками на рис. 9) как результат релаксации напряжений, создаваемых при образовании мезовихрей.
Отметим, что характер пластического течения стали 50, подвергнутой рассматриваемой термической обработке, отличается от пластического течения отожженной стали Ст3 [10, 11], где деформация при циклическом растяжении на начальном этапе нагружения развивалась путем фронтального распространения одной мезополосы локализованной деформации (полосы Лю-дерса-Чернова) из-за отсутствия в объеме образца распределенных мезоконцентраторов напряжений и, следовательно, ограниченного объема материала, одновременно вовлекаемого в пластическое течение [46]. Это очевидно обусловлено тем, что структура отпущенного мартенсита стали 50 обладает существенно большей дисперсностью и, соответственно, более протяженными границами раздела, чем феррито-перлитная структура отожженной стали Ст3. Границы раздела являются концентраторами напряжений, релаксация которых приводит к вовлечению в пластическое течение большего объема материала [47, 48]. При статическом растяжении образца из стали 50, подвергнутого закалке и отпуску при температуре 350 °С, в отличие от образца из отожженной стали Ст3 [10, 11], на кривой деформационного упрочнения отсутствует зуб текучести, а площадка текучести имеет существенно меньшую длину (рис. 4, кривая 1).
Рисунок 8, в показывает, что на начальном этапе циклического растяжения образцов из закаленной стали 50,
.. ■ • • ' • я
Svik-.i^rri-NÄf
" •. ■ iA :Л
Щ щ
Ш'гг: -
Ш :>>
ч
* 50 мкм
■^ЙЙщИ
' ' V/
У-:
■■■ 's, ' > .
'-г:
' Г
50 мкм
пш : Ш,
'< V : ' ¿.'ЙГ " - - ' » ■ ■
■ ' • % : ' -
жш*
i.-r*
/ . - \ . , i .-•-*. •• Л . х • jfv' Г Л .
J- V. .
" Ч> <. -- Т.', ' ,
. - т ^ ■
50 мкм
50 мкм
ч,-
■• Г-
-Л 1 , . V..; ' .
V
s
V5
• ' V "
: " ■ Т ^Лйц. '•^•и Mfri:. V -;
• - л i v'" r'ä. -
f.;;
3 -г- ' • - . . i—
5
0 мкм
0
■-с » 4,- V'^4/-»'.-^bt ■ ' \ / • -i
■ ■ v , . 4, -
. V Vt. .t Li-'-
-'-4 . ч ,- . -гтюмк
bVH Jt. -' X . l йЗ ; l-
Рис. 9. Электронные микрофотографии поверхностей образцов из стали 50 после термической обработки (закалка + отпуск 350 °С), подвергнутых циклическому нагружению с числом циклов N = 10 (а), 50 (б), 200 (в), 900 (г), 1200 (д, е). Сканирующая электронная микроскопия
подвергнутых деформационно-термической обработке (фрикционная обработка + отпуск 350 °С), выраженного деформационного макрорельефа не наблюдается. При этом на кривой статического нагружения образца, подвергнутого комбинированной деформационно-терми-
ческой обработке, исчезает площадка текучести (рис. 4, кривая 2). Это свидетельствует о вовлечении в процесс деформации большего объема материала по сравнению с образцами, подвергнутыми стандартной термической обработке. При деформировании упрочненных с по-
Рис. 10. Электронные микрофотографии поверхностей образцов из закаленной стали 50 после комбинированной деформационно-термической обработки (фрикционная обработка + отпуск 350 °С), подвергнутых циклическому нагружению с числом циклов Л = 10 (а), 200 (б), 900 (в), 1200 (г). Сканирующая электронная микроскопия
мощью комбинированной обработки образцов к первичным мезоконцентраторам напряжений добавляются квазипериодические мезоконцентраторы напряжений, возникающие на границе раздела «поверхностно упрочненный слой - подложка». Релаксация пиковых значений этих напряжений в упрочненном поверхностном слое происходит путем образования квазипериодической системы поверхностных микротрещин, которые наблюдаются на упрочненной комбинированной обработкой поверхности образцов из стали 50 после циклического нагружения уже при числе циклов N =10 (рис. 10, а). Возникновение трещин на поверхности стали с градиентным поверхностным слоем обусловлено резкими различиями в свойствах металла на поверхности и в основе образцов.
С увеличением числа циклов нагружения количество возникающих под действием нормальных напряжений микротрещин и их протяженность постепенно увеличиваются (рис. 10, б-г). Однако при этом упрочнен-
ный поверхностный слой не разрушается полностью на протяжении всего процесса циклического нагруже-ния (N = 10-1200 циклов) и сохраняет высокую способность сопротивляться деформированию, о чем свидетельствуют повышенные значения микротвердости, удельной контактной твердости, упругого восстановления, работы обратной упругой деформации вдавливания у наноструктурированной поверхности (рис. 7, кривые 2). Указанный упрочненный слой препятствует возникновению при циклическом нагружении не только деформационного рельефа в виде мезовихрей (рис. 10), но и деформационного макрорельефа (рис. 8, г), которые характерны для поверхности термообработанной стали (рис. 8, б, 9). Отмеченное подавление образования деформационного рельефа на поверхности стали, подвергнутой комбинированной обработке, свидетельствует о более равномерном течении металла с нанострук-турированным поверхностным слоем при циклическом нагружении.
Рис. 11. Поверхность образцов из стали 50 после термической обработки (закалка + отпуск 350 °С), подвергнутых разрушению в результате циклического нагружения в области малоцикловой усталости: а — общий вид излома; б — зона стабильного роста трещины; в, г — боковая поверхность образца вблизи излома. Сканирующая электронная микроскопия
В работе [49] показана возможность вихретокового контроля начальных стадий трещинообразования при циклическом нагружении закаленной стали 50, подвергнутой рассматриваемой деформационно-термической обработке.
На рис. 11, 12 представлены результаты исследования образцов, подвергнутых циклическому нагружению в области малоцикловой усталости вплоть до разрушения. Из этих данных видно, что образец из закаленной стали 50, подвергнутый комбинированной деформационно-термической обработке (рис. 12, а), деформируется в зоне излома более равномерно, чем образец, подвергнутый стандартной термической обработке (рис. 11, а). При этом механизм разрушения в зоне стабильного роста трещины у образцов, подвергнутых как термической, так и комбинированной деформационно-термической обработке, носит смешанный характер и
представляет собой квазискол в сочетании со слиянием микропор (рис. 11, б, 12, б). Следовательно, упрочненный в результате комбинированной деформационно-термической обработки поверхностный слой не приводит к охрупчиванию материала основы образца в ходе стабильного роста трещины при циклическом растяжении. Качественно подобные результаты наблюдали и при испытаниях на статическое растяжение, когда значения равномерного удлинения образцов после стандартной и комбинированной обработок оказались весьма близкими (табл. 1). Однако исследование боковых поверхностей образцов вблизи усталостного излома (рис. 11, в, г, 12, в, г) показало, что поверхностные микротрещины, наблюдаемые на упрочненной комбинированной обработкой поверхности образцов из стали 50 после циклического нагружения, способствуют разрушению материала при доломе (рис. 12, в). Вблизи изло-
Рис. 12. Поверхность образцов из закаленной стали 50 после комбинированной деформационно-термической обработки (фрикционная обработка + отпуск 350 °С), подвергнутых разрушению в результате циклического нагружения в области малоцикловой усталости: а — общий вид излома; б — зона стабильного роста трещины; в, г — боковая поверхность образца вблизи излома. Сканирующая электронная микроскопия
ма при раскрытии указанных трещин происходят также развороты отдельных фрагментов упрочненного поверхностного слоя (рис. 12, г).
4. Заключение
Установлено, что комбинированная деформационно-термическая обработка закаленной конструкционной стали 50 (0.51 % С), включающая фрикционную обработку скользящим твердосплавным индентором с последующим отпуском при температуре 350 °С, является наноструктурирующей обработкой, формирующей качественную поверхность с низкой шероховатостью, повышенной микротвердостью (1000 НУ0.025) и способностью выдерживать значительные контактные нагрузки без пластического деформирования.
По сравнению с обычной термической обработкой (закалка + отпуск при 350 °С) данная комбинированная обработка не оказывает существенного влияния на механические свойства при испытаниях на растяжение,
однако изменяет характер развития пластического течения материала при деформировании в условиях статического и циклического нагружения, делая его более равномерным. При статическом растяжении деформационно-термическая обработка приводит к исчезновению площадки текучести на кривой нагружения и, соответственно, к более равномерному течению образца на начальном этапе пластического деформирования.
В условиях циклического растяжения в результате комбинированной обработки происходит подавление образования деформационного рельефа, обусловленного действием в объеме материала сдвиговых и поворотных мод деформации и связанных с ними зигзагообразных сдвигов — мезополос локализованной деформации, распространяющихся по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений и приводящих к образованию протяженных усталостных трещин. При «жестком» циклическом нагружении закаленной стали, подвергнутой деформационно-термической
обработке, возникают только обусловленные действием нормальных напряжений трещины, количество которых увеличивается с ростом числа циклов нагружения. При этом упрочненный наноструктурированный поверхностный слой не разрушается полностью на протяжении всего процесса усталостного нагружения и сохраняет повышенную способность сопротивляться механическому контактному воздействию, о чем свидетельствуют результаты микроиндентирования.
Работа выполнена при частичной поддержке программы фундаментальных исследований УрО РАН, проект № 12-П-1-1027 (по программе Президиума РАН №25) и грантов РФФИ №№ 11-08-01025-а, 13-01-00732_а.
Механические испытания, электронная сканирующая микроскопия и профилометрия выполнены в ЦКП «Пластометрия» ИМАШ УрО РАН. Электронная просвечивающая микроскопия реализована на оборудовании лаборатории структурных методов анализа материалов и наноматериалов ЦКП УрФУ.
Литература
1. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-23.
2. Панин В.Е., Сергеев В.П., Панин А.В. Наноструктурирование поверхностных слоев конструкционных материалов и нанесение на-ноструктурных покрытий. - Томск: ТПУ, 2008. - 286 с.
3. Chen X.H., Lu J., Lu L., Lu K. Tensile properties of a nanocrystalline 316L austenitic stainless steel // Scripta Mater. - 2005. - V. 52. -No. 10. - P. 1039-1044.
4. Roland T., Retraint D., Lu K., Lu J. Fatigue life improvement through
surface nanostructuring of stainless steel by means of surface mechanical attrition treatment // Scripta Mater. - 2006. - V. 54. - No. 11. -P. 1949-1954.
5. Mordyuk B.N., Prokopenko G.I. Ultrasonic impact peening for the surface properties management // J. Sound Vibration. - 2007. -V. 308. - No. 3-5. - P. 855-866.
6. Nalla R.K., Altenberger I., Noster U, Liu G.Y., Scholtes B, Ritchie R.O.
On the influence of mechanical surface treatments — deep rolling and laser shock peening — on the fatigue behavior of Ti-6Al-4V at ambient and elevated temperatures // Mater. Sci. Eng. A. - 2003. -V. 355. - No. 1-2. - P. 216-230.
7. Torres M.A.S., Voorwald H.J.C. An evaluation of shot peening, residual stress and stress relaxation on the fatigue life of AISI 4340 steel // Int. J. Fatigue. - 2002. - V. 24. - No. 8. - P. 877-886.
8. Макаров А.В. Наноструктурирующая фрикционная обработка угле-
родистых и низколегированных сталей. Гл. 3 // Перспективные материалы. Т. IV: Уч. пособие / Под ред. Д.Л. Мерсона. - Тольятти: ТГУ, 2011. - С. 123-208.
9. Макаров А.В., Малыгина И.Ю., Осинцева А.Л. Влияние лазерной обработки на структуру, износостойкость и усталостные свойства высокопрочного чугуна // Физика и химия обработки материалов. - 2006. - № 4. - С. 46-55.
10. Макаров А.В., Саврай Р.А., Малыгина И.Ю., Поздеева Н.А. Влияние упрочняющей фрикционной обработки на механические свойства и особенности деформирования при статическом и циклическом нагружении низкоуглеродистой стали // Физика и химия обработки материалов. - 2009. - № 1. - С. 92-102.
11. Makarov A.V., Savrai R.A., Pozdejeva N.A., Smirnov S.V., Vichuzha-nin D.I., Korshunov L.G., Malygina I.Yu. Effect of hardening friction
treatment with hard-alloy indenter on microstructure, mechanical properties, and deformation and fracture features of constructional steel under static and cyclic tension // Surf. Coat. Technol. - 2010. -V. 205. - No. 3. - P. 841-852.
12. Макаров A.B., Поздеева H.A., Саврай P.A., Юровских A.C., Малыгина И.Ю. Влияние фрикционной и комбинированных деформационно-термических обработок на трибологические и механические свойства закаленной конструкционной стали // Изв. Самарского научного центра РАН. - 2011. - Т. 13. - № 4(3). - С. 799-804.
13. Hanlon Т., Kwon Y.-N., Suresh S. Grain size effects on the fatigue response of nanocrystalline metals // Scripta Mater. - 2003. - V. 49. -P. 675-680.
14. Mughrabi H., Höppel H.W., Kautz M. Fatigue and microstructure of ultrafine-grained metals produced by severe plastic deformation // Scripta Mater. - 2004. - V 51. - No. 8. - P. 807-812.
15. Панин A.B., Клименов B.A., Почивалов Ю.И., Сон A.A. Влияние состояния поверхностного слоя на механизм пластического течения и сопротивление деформации малоуглеродистой стали // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 4. - С. 85-92.
16. Панин A.B., Леонтьева-Смирнова М.В., Чернов В.М., Панин B.E., Почивалов Ю.И., Мельникова E.A. Повыппение прочностныж характеристик конструкционной стали ЭК-181 на основе многоуровневого подхода физической мезомеханики // Физ. мезомех. -2007. - Т. 10. - № 4. - С. 73-86.
17. Roland T., Retraint D., Lu K., Lu J. Enhanced mechanical behavior of a nanocrystallised stainless steel and its thermal stability // Mater. Sci. Eng. A. - 2007. - V. 445-446. - P. 281-288.
18. Wang J.T., Xu C., Du Z.Z., Qu G.Z., Langdon T.G. Microstructure and properties of a low-carbon steel processed by equal-channel angular pressing // Mater. Sci. Eng. A. - 2005. - V. 410-411. - P. 312315.
19. Aстафурова Е.Г., Захарова Г.Г., Найденкин E.B., Рааб Г.И., До-баткин C.B. Структура и механические свойства низкоуглеродистой феррито-перлитной стали 10Г2ФТ после интенсивной пластической деформации и последующих выгсокотемпературныж отжигов // Физ. мезомех. - 2010. - Т. 13. - № 4. - С. 91-101.
20. Макаров A.B., Горкунов Э.С., Саврай P.A., Колобылин Ю.М., Коган Л.Х., Поздеева H.A., Малыгина И.Ю. Магнитный и вихрето-ковый контроль закаленной конструкционной стали, подвергнутой комбинированным деформационно-термическим обработкам // Дефектоскопия. - 2012. - № 12. - С. 3-18.
21. Пат. РФ № 2194773. Способ обработки стальныж изделий / А.В. Макаров, Л.Г. Коршунов, АЛ. Осинцева. - Опубл. в БИМП. -2002. - № 35.
22. Макаров A.B., Коршунов Л.Г., Малыгина И.Ю., Солодова И.Л. Повышение теплостойкости и износостойкости закаленных угле-родистыж сталей фрикционной упрочняющей обработкой // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2007. - № 3. -С. 57-62.
23. Макаров A.B., Коршунов Л.Г., Саврай P.A., Давыдова H.A., Малыгина И.Ю., Черненко Н.Л. Влияние длительного нагрева на термическое разупрочнение, химический состав и эволюцию нанокрис-таллической структуры, сформированной в закаленной высокоуглеродистой стали при фрикционной обработке // ФММ. - 2014.Т. 115. - № 3. - С. 324-336.
24. КрагельскийHB., ДобычинМ.Н., КомбаловB.С. Основы расчетов на трение и износ. - М.: Машиностроение, 1977. - 526 с.
25. Bичужанин Д.И., Макаров A.B., Смирнов C.B., Поздеева H.A., Малыгина И.Ю. Напряженно-деформированное состояние и по-врежденность при фрикционной упрочняющей обработке плоской стальной поверхности скользящим цилиндрическим индентором // Проблемы машиностроения и надежности машин. - 2011. -№6. - С. 61-69.
26. Макаров A.B., Коршунов Л.Г., Bыходец B.E., Куренных Т.Е., Саврай P.A. Влияние упрочняющей фрикционной обработки на химический состав, структуру и трибологические свойства высокоуглеродистой стали // ФММ. - 2010. - Т. 110. - № 5. - С. 530-544.
27. Макаров А.В., Поздеева Н.А., Саврай Р.А., Юровских А.С., Малыгина И.Ю. Повышение износостойкости закаленной конструкционной стали наноструктурирующей фрикционной обработкой // Трение и износ. - 2012. - Т. 33. - № 6. - С. 444-455.
28. Макаров А.В., Горкунов Э.С., Саврай Р.А., Колобылин Ю.М., Коган Л.Х., Юровских А.С., Поздеева Н.А., Малыгина И.Ю. Особенности магнитного и вихретокового контроля закаленной конструкционной стали, упрочненной наноструктурирующей фрикционной обработкой // Дефектоскопия. - 2012. - № 11. - С. 3-13.
29. Korshunov L.G., Makarov A.V., Chernenko N.L. Ultrafine structures formed upon friction and their effect on the tribological properties of steels // Phys. Met. Metallogr. - 2000. - V. 90. - S. 1. - P. S48-S58.
30. Коршунов Л.Г., Шабашов В.А., Черненко Н.Л., Пилюгин В.П. Влияние напряженного состояния зоны фрикционного контакта на формирование структуры поверхностного слоя и трибологи-ческие свойства сталей и сплавов // ФММ. - 2008. - Т. 105. -№ 1. - С. 70-85.
31. Коршунов Л.Г., Макаров А.В., Черненко Н.Л. Нанокристалличес-кие структуры трения в сталях и сплавах, их прочностные и три-бологические свойства // Развитие идей академика В.Д. Садовского. - Екатеринбург: ООО «Квист», 2008. - С. 218-241.
32. Кузнецов В.П., Никонов А.Ю., Дмитриев А.И., Псахъе С.Г., Макаров А.В. Исследование механизмов наноструктурирования поверхностного слоя при пластическом деформировании скользящим индентором. Моделирование на атомном масштабе // Физ. мезо-мех. - 2012. - Т. 15. - № 3. - С. 59-69.
33. Владимиров В.И. Проблемы физики трения и изнашивания // Физика износостойкости поверхности: Сб. науч. тр. - Л.: ФТИ, 1988. - С. 8-41.
34. Лихачев В.А., Панин В.Е., Засимчук Е.Э. и др. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации. - Киев: Наукова думка, 1989. - 320 с.
35. Кузнецов В.П., Смолин И.Ю., Дмитриев А.И., Коновалов Д.И., Макаров А.В., Киряков А.Е., Юровских А.С. Конечно-элементное моделирование наноструктурирующего выглаживания // Физ. ме-зомех. - 2011. - Т. 14. - № 6. - С. 87-97.
36. Гаврилюк В.Г. Распределение углерода в стали. - Киев: Наукова думка, 1987. - 208 с.
37. Макаров А.В., Коршунов Л.Г. Прочность и износостойкость на-нокристаллических структур поверхностей трения сталей с мар-тенситной основой // Изв. вузов. Физика. - 2004. - № 8. - С. 6580.
38. Oliver W.C., Pharr J.M. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res. - 1992. - V. 7. - No. 6. - P. 15641583.
39. Саврай Р.А., Макаров А.В., Счастливцев В.М., Табатчикова Т.И., Яковлева И.Л., Егорова Л.Ю. Модуль упругости перлитной стали и его изменение при циклическом нагружении // Деформация и разрушение материалов. - 2010. - № 7. - С. 15-19.
40. Фирстов С.А., Горбанъ В. Ф., Печковский Э.П. Установление предельных значений твердости, упругой деформации и соответствующего напряжения материалов методом автоматического инден-тирования // Материаловедение. - 2008. - № 8. - С. 15-21.
41. Cheng Y.T., Cheng C.M. Relationships between hardness, elastic modulus and the work of indentation // Appl. Phys. Lett. - 1998. - V. 73. -No. 5. - P. 614-618.
42. Петржик М.И., Штанский Д.В., Левашов Е.А. Современные методы оценки механических и трибологических свойств функциональных поверхностей // Матер. X Межд. науч.-техн. конф. ««Высокие технологии в промышленности России». - М.: ЦНИТИ «Тех-номаш», 2004. - С. 311-318.
43. Mayrhofer P.H., Mitterer C., Musil J. Structure-property relationships in single- and dual-phase nanocrystalline hard coatings // Surf. Coat. Tech. - 2003. - V. 174-175. - P. 725-731.
44. Klesnil M., Lukas P. Fatigue of Metallic Materials. Materials Science Monographs, Vol. 71. - New York: Elsevier, 1992. - 270 p.
45. Терентъев В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов. -М.: Интермет инжиниринг, 2002. - 288 с.
46. Дударев Е. Ф., Почивалова Г.П., Бакач Г.П. Масштабные уровни потери сдвиговой устойчивости на стадии зарождения, формирования и распространения полос Людерса-Чернова // Физ. мезо-мех. - 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С. 105-114.
47. Панин В.Е., Плешанов В.С., Гриняев Ю.В., Кобзева С.А. Формирование периодических мезополосовых структур при растяжении поликристаллов с протяженными границами раздела // ПМТФ. -1998. - Т. 39. - № 4. - С. 141-147.
48. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В., Моисеенко Д.Д. Природа локализации пластической деформации твердых тел // ЖТФ. -2007. - Т. 77. - № 8. - С. 62-69.
49. Макаров А.В., Горкунов Э.С., Саврай Р.А., Коган Л.Х., Юровс-кихА.С., Колобылин Ю.М., Малыгина И.Ю., Давыдова Н.А. Влияние комбинированной деформационно-термической обработки на особенности электромагнитного контроля усталостной деградации закаленной конструкционной стали // Дефектоскопия. -2013. - № 12. - С. 22-40.
Поступила в редакцию 06.09.2013 г., после переработки 31.12.2013 г.
Сведения об авторах
Макаров Алексей Викторович, д.т.н., зав. лаб. ИМАШ УрО РАН, makarov@imach.uran.ru Саврай Роман Анатольевич, к.т.н., снс ИМАШ УрО РАН, ras@imach.uran.ru Горкунов Эдуард Степанович, д.т.н., акад. РАН, дир. ИМАШ УрО РАН, ges@imach.uran.ru Юровских Артем Сергеевич, к.т.н., доц. УрФУ, artem.yurovskikh@mail.ru Малыгина Ирина Юрьевна, к.т.н., снс ИМАШ УрО РАН, labkm@imach.uran.ru Давыдова Наталья Андреевна, к.т.н., нс ИМАШ УрО РАН, davydova@imach.uran.ru
